42CrMo鋼の耐摩耗性を高め、その重度の摩耗破損を改善します。レーザークラッディング技術を使用した同期粉末供給により、42CrMo鋼の表面にダイヤモンド/ WC粒子強化コバルトベースの複合クラッディング層を作成しました。クラッディング層のマクロ形態と微細構造、相組成、微小硬度、耐摩耗性は、SEM、EDS、XRD、微小硬度試験機、多機能総合性能試験機の助けを借りて研究されました。ダイヤモンドをTi / TiC粉末で前処理すると、そのアブレーションとグラファイト化が改善されます。適切な量のZrH2は、クラッディング層の幅と厚さの比率を改善し、溶融池の対流物質移動を促進します。同時に、活性元素Zrはダイヤモンド粒子の濡れ性を改善し、ダイヤモンドに対する結合の保持力を高めます。クラッディング層のマルチパスオーバーラップ遷移は均一であり、その微細構造は主に微細デンドライトと密なネットワーク炭化物共晶で構成されています。クラッド層は基板と反応して接合部に平面結晶構造を生成し、それによってクラッド層の接合強度を向上させる。レーザークラッディングの熱特性により、クラッド層にはW2C、ZrC、γ-（Co、Fe）、M6W6C、CoZr2、（Ti、Zr）O2、TiCx、Co3Tiなどの相が存在する。微粒子強化と分散強化により、クラッド層の平均微小硬度（1 002HV0.2）は基板の1倍になります。クラッド層の平均摩耗は基板の平均摩耗の2/42であり、クラッド層の平均摩擦係数も基板よりも大幅に低く、クラッド層の耐摩耗性が向上していることを示しています。その摩耗メカニズムは主に研磨摩耗です。摩擦負荷によりクラッド層のダイヤモンドは不動態化しますが、摩耗痕のダイヤモンドは無傷で脱落していません。ダイヤモンド/WC粒子強化コバルト基複合クラッド層の耐摩耗性が大幅に向上し、XNUMXCrMo鋼の表面強化に使用できます。

42CrMo鋼は合金構造用鋼であり、一般に高負荷で動作する重要な部品の製造に使用されます。42CrMo鋼は、ドリルビット、ギア、ピックなどの部品の材料としてよく使用されます。摩耗は42CrMo鋼の主な故障モード[1]であり、高効率でインテリジェントな機械設備の開発を深刻に制限しています。42CrMo鋼の表面を強化するための合理的なプロセスを使用すると、その構造を大幅に改善し、全体的なパフォーマンスを向上させることができます。火炎溶射、プラズマクラッディング、表面仕上げ、ろう付け、レーザークラッディングなどの技術は、コーティングの耐摩耗性を効果的に高め、基材との良好な冶金結合を形成できます[2]。溶射技術を使用してコーティングを準備する場合、基材表面の前処理プロセスが面倒です[3]。プラズマクラッディング技術を使用して42CrMo鋼の表面を強化する場合、高エネルギープラズマビームは基材の構造と性能に大きな影響を与え、希釈率が高いです[4]。 42CrMo鋼における表面処理技術の応用に関する研究によると、過剰焼成により基材の構造が変化し、生産効率が低下し、作業条件が悪くなり、量産には適さないことが示されています[5]。他の表面強化プロセスと比較して、レーザークラッディング技術は基材処理プロセスが簡単です。レーザーは小さな熱影響部と低い希釈率を生成するため、42CrMo鋼基材の本来の性能にほとんど影響を与えず、クラッディング層と基材の冶金結合を確保できます[6-8]。生産効率が高く、コストが低く、自動化された大量生産を実現できるため、42CrMo鋼の表面強化に効果的なプロセスです[9-10]。

WC、SiCなどの粒子強化複合材料は、金属材料の靭性と耐衝撃性が良好で、強化材料の硬度と耐摩耗性が高いという特徴があります。その製造方法は成熟しており、工業生産に適しています。ダイヤモンドを強化材として使用して42CrMo鋼の表面を強化すると、耐摩耗性が大幅に向上します[11]。しかし、ダイヤモンドは高温で容易にアブレーションおよびグラファイト化され、熱膨張係数が極めて低いため、金属基板との結合強度が低くなります[12]。そのため、ダイヤモンド粒子は金属表面強化への応用にはある程度制限されます。ダイヤモンド複合コーティングは、熱噴射、ろう付けなどの技術によって製造されました。金属マトリックスとダイヤモンドの界面と、コーティング中のダイヤモンド粒子の微細構造が研究されました。結果は、ダイヤモンドの露出が高く、溶接温度が高いため、ダイヤモンドが著しくアブレーションおよびグラファイト化されることを示しました[13-14]。コーティングにはマクロクラックと多くの気孔がありました。前処理されていないダイヤモンドを使用して、レーザークラッディング技術で粉末を事前設定してダイヤモンド/金属マトリックス複合クラッディング層を得ました。クラッディング層の耐摩耗性は大幅に改善されましたが、ダイヤモンドと結合相間の結合強度は低く、黒鉛化の程度は高かったです[15-16]。 FeCoCrNiMo高エントロピー合金/ダイヤモンド複合コーティングの高速レーザークラッディングを研究し、異なるレーザークラッディングプロセスパラメータがダイヤモンド粒子の微細構造とコーティングの耐摩耗性に及ぼす影響を分析しました。結果は、適切なレーザークラッディングプロセスパラメータがダイヤモンド粒子のアブレーションと黒鉛化を減らし、ダイヤモンドと結合相間の結合を改善し、コーティングの耐摩耗性を改善できることを示しました[17]。同時に、ダイヤモンド粒子を含むコーティングを調製する際に、適切な量のTiおよびZr元素をドープするか、ダイヤモンドの表面を前処理することで、ダイヤモンドの濡れ性を改善し、グラファイト化の程度を低下させ、耐摩耗性と耐腐食性に優れた複合コーティングを得ることができる[18-19]。

以上の分析に基づき、本研究ではTi/TiC粉末を用いてダイヤモンド粒子を前処理し、レーザーの作用下でのダイヤモンドのアブレーションと黒鉛化を改善した。同時にZrH2を添加して溶融池の流動性を改善し、ダイヤモンドの濡れ性を改善し、ダイヤモンドに対する結合力を向上させた。レーザークラッディング技術を用いて、粉末を同時に供給し、プロセスパラメータを最適化し、42CrMo鋼に適した耐摩耗性の高い複合クラッディング層を準備した。クラッディング層中のダイヤモンド粒子の状態をさらに検出し、クラッディング層の微細構造と性能を分析した。これは、42CrMo鋼の耐摩耗性を効果的に高め、42CrMo鋼部品の故障を遅らせるための確かな参考資料となる。

1実験

1.1 材料とサンプルの準備

マトリックス材料は42CrMo鋼で、その化学組成は表1の通りです。マトリックスサンプルのサイズは30mm×30mm×8mmです。研磨後、無水エタノールで超音波洗浄し、乾燥させて使用します。

ダイヤモンドの前処理工程は、構成された材料粉末をボールミルに投入して機械的に混合することです。その中で、選択された材料は、Aグレードの単結晶レギュラーダイヤモンド（平均粒径100μm）、TiC粉末（平均粒径0.5μm）、およびTi粉末（平均粒径0.5μm）です。割合は、ダイヤモンド70％、TiC粉末20％、Ti粉末10％（質量分率）です。遊星ボールミルの速度は220r/minに設定されています。48時間混合した後、取り出して真空中に保管し、レーザービームによるダイヤモンドの損傷を防ぎます。クラッド材の強化相は、TiC / Ti前処理後のブロックWC粉末（平均粒径60μm）、ダイヤモンド、TiC粉末（平均粒径0.5μm）です。結合相は純コバルト粉末（平均粒径60μm）です。追加された相はZrH2粉末（平均粒子サイズ0.5μm）であり、これによりクラッド層の構造と性能が向上します。各粉末の純度は99.5％以上です。表2の組成比に従って、各クラッド材を遊星ボールミルに入れて機械的に混合します。ボールミル時間は1時間、速度は230r / minです。ボールミル処理後、取り出して真空中に保管します。クラッド材の形態を図1aに示します。前処理後のダイヤモンドの表面はTiとZr元素が豊富で平坦性が低下しています（図1b）。これにより、金属結合相とダイヤモンド表面の接触面積が増加し、ダイヤモンド前処理の品質が高いことがわかります。

2aは概略図である レーザークラッディング 42CrMo鋼の表面にダイヤモンドクラッディングを施した。実験では、高純度アルゴンをガス源とする1kWのHWL-RAW1000レーザークラッディングシステムと、連続的で安定した粉末供給を確保するための700穴共軸キャリアガス粉末フィーダーを使用した。レーザークラッディングプロセスのパラメータは、レーザー出力21W、粉末供給速度180g /分、スキャン速度4mm /分、キャリアガス流量13L /分、基板とレーザークラッディングヘッド間の距離30mm、オーバーラップ率42％です。2CrMo鋼サンプルの表面に作成された複数のクラッディング層のオーバーラップ遷移は均一です。クラッディング材料中のダイヤモンド粒子の密度は比較的小さいため、図XNUMXbに示すように、多数のダイヤモンド粒子がクラッディング層の表面に付着しています。

1.2 微細構造特性評価と性能試験

金属組織サンプルは、断面を10%（体積分率）のHNO3アルコール溶液でエッチングおよび研磨して準備しました。VEGA 3 SBH SEMを使用してクラッド層のマクロ形態と微細構造を観察し、EDSで組織要素の分布を検出しました。クラッド層の相は、TD-3600 XRDを使用して分析し、スキャン速度を2（°）/分、回折角を20°〜80°に設定しました。HMV-G21STマイクロ硬度計で1.96 N（HV0.2）の荷重を加えて15秒間維持し、クラッド層から基板までのビッカースマイクロ硬度分布を測定しました（各高さで水平方向の異なる位置で3点以上をテストし、平均値を取得しました）。摩擦摩耗試験は、CFT-I多機能総合性能試験機を用いて、往復ストローク5mm、往復運動1,000回/分、荷重80N、持続時間30分、研磨ボール材質Al2O3（直径5mm）で実施した。摩耗前後のサンプルの質量は、精度±224mgのFA0.1C電子分析天秤を使用して測定した。摩耗痕プロファイルは、Focus SM-1000共焦点XNUMX次元プロファイラーを使用して測定し、摩耗痕の微細構造は走査型電子顕微鏡を使用して分析した。

2 結果と考察

2.1 被覆層のマクロ形態

他のクラッディングプロセスのパラメータを変更しないという前提で、クラッディング材料にそれぞれ 0.5%、1%、1.5% の ZrH2 粉末を添加しました。結果は、ZrH2 質量分率が 0% のクラッディング層内にマクロクラックがあることを示しました (図 3a)。ZrH2 粉末含有量の増加に伴い、クラッディング層の幅と厚さ (H+h) は徐々に増加し、シングルパスクラッディング層の幅と厚さの比は上昇傾向を示しました (図 3b)。したがって、ZrH2 の添加により溶融池の対流が強化され、クラッディング層内の気孔とクラックの発生が減少し[20]、平均マイクロ硬度が向上しました。ZrH2 含有量を大量に添加すると、多数の介在物が形成され、強化相の界面でマイクロクラックが発生しやすくなり、クラッディング層の硬度が低下します[21]。クラッド層の微小硬度は、その耐摩耗性を判断するための重要なパラメータである[22]。したがって、ダイヤモンド/WC粒子強化コバルトベース複合クラッド層を調製する際にZrH2添加量を1％にすると、耐摩耗性が向上する可能性がある。

ZrH2 質量分率が 0%、0.5%、1%、1.5% のクラッド層におけるダイヤモンドの形態を比較すると、前処理済みのダイヤモンドにはアブレーションやグラファイト化がなく、粒子がそのまま残っていることがわかります。ZrH2 粉末を添加せずに調製したクラッド層におけるダイヤモンド粒子の濡れ性は、図 4a のボックスに示すように悪く、ダイヤモンドとバインダーはしっかりと結合していません。ZrH2 質量分率が 0.5% のクラッド層では、図 4b の黄色のボックスに示すように、バインダー相とダイヤモンドは局所的によく結合しており、濡れ性が向上していることを示していますが、図 4b の赤いボックスに示すように、結合界面にはまだ微小な隙間があります。ZrH2 質量分率が 1% の場合、クラッド層に少量の気孔があります。活性成分のZr元素は、ダイヤモンドの濡れ性を改善するのに有益です。反応によって生成された(Ti、Zr)O2、ZrC、およびTiCxはダイヤモンド表面に結合し（図4c）、金属バインダー相との接触面積を拡大し、ダイヤモンド粒子に対するクラッド層の保持力を向上させます[23]。これにより、脱落が減少します。 ZrH2の質量分率が1.5％の場合、ダイヤモンド粒子は簡単には剥がれません。粉末が熱によって分解した後、大量のガスが発生します。溶融池の急速な凝縮により、クラッド層内のガスがすぐに逃げることができず、気孔が発生します。添加された粉末の量が多すぎると、反応プロセス中に介在物が生成され[21]、ダイヤモンド粒子の周りにマイクロクラックが発生し（図4d）、ダイヤモンドに対する結合の保持力が低下し、クラッド層の全体的な性能が低下します。

図4cのg領域を拡大して詳細に分析すると、ダイヤモンドとボンドがしっかりと結合しており、図4eに示すように、接合界面にマイクロクラックがないことがわかります。元素のEDSラインスキャンスペクトルは、C含有量が最初に増加し、次に減少し、その後勾配で変化して含有量が大幅に増加していることを示しています。ダイヤモンド粒子はレーザーの作用下である程度反応し、接合界面での新しい相の形成に役立ち、ラインスキャンの開始点から3〜4µmで、ZrおよびTi元素が突然増加します（図4f）。XRD分析と組み合わせると、ZrC、CoZr2、（Ti、
この位置では反応によりZr)O2が生成され、ダイヤモンド粒子の前処理品質が高い場合、表面に結合した未溶融TiCと反応で生成された新しい相がダイヤモンドを隔離して保護し、レーザーの高温下でのアブレーションとグラファイト化を軽減できることを示しており、良好な元素遷移現象は、金属結合相とダイヤモンド粒子が化学的に冶金的に結合していることを示しており、ダイヤモンドに対する結合相の保持力がさらに向上します。したがって、1％のZrH2粉末を添加すると、クラッド層内のダイヤモンドの濡れ性が向上し、クラッド層の平均マイクロ硬度が効果的に増加し、耐摩耗性が向上します。これに基づいて、表2の材料構成比に従ってクラッドを行い、クラッド層の断面形態、構造、および特性を検討しました。

サンプルの断面には明らかな領域境界があり（図5a）、クラッド層、遷移領域、熱影響部、基板に分けることができます。白いブロックは溶融していないWC粒子です。レーザークラッディングプロセス中、WCは部分的に溶融してC元素を生成し、O2との反応で生成されたCO、CO2、およびその他のガスは逃げる時間がありません[24]。同時に、ZrH2は加熱されると分解してH2を放出しますが、活性成分Zrは溶融プールの対流と質量移動を促進することができます。そのため、クラッド層にはいくつかの気孔があり、マクロクラックはなく、各領域の構造は緻密です。高エネルギーレーザービームの急速なスキャンにより、基板の表面がわずかに溶融し、溶融プールがすぐに形成されます。クラッド層が基板に移行する界面（ラインスキャンの開始点から120 µm）では、クラッド層材料と基板の化学組成が異なるため、Co、W、Tiなどの元素の含有量が徐々に減少し、Feの含有量が急激に増加します（図5d）。異なる元素は勾配状に拡散します。FeはCおよびCoと強い親和性を持っています[25]。レーザークラッディング中、溶融池の対流物質移動により元素の流れが促進されます。マトリックス内の一部のFe元素はクラッド層に拡散して反応に参加します。遷移ゾーンのW、Tiなどの元素の含有量は比較的低く、CoおよびFe元素が豊富にあるため、靭性が高くなっています。良好な元素拡散現象は、クラッド層とマトリックスが冶金的に結合していることを示しています（図5b）。熱の蓄積により熱影響部が厚くなり、接合界面に近い部分の微細構造は粗くなりますが、高温レーザービームの作用により、マトリックスは主にラス状のマルテンサイト組織を形成します（図5c）。その内部の高密度転位は構造強化に一定の寄与をしており、過飽和炭素による格子歪みも固溶強化に役割を果たしています[26]。しかし、マルテンサイト中の炭素の過飽和度は低く、可塑性と靭性は良好です[27]。そのため、熱影響部の総合性能は良好で、マトリックスの安全性への影響は小さく、クラッド層からマトリックスまでの微小硬度の勾配減少が達成され、耐摩耗層の厚さが間接的に増加します。

2.2 位相分析

表面の未溶融粒子を除去するために粗研磨を行った後、クラッド層の XRD スペクトルにおける新しい相は、W2C、TiCx、Co3Ti、CoZr2、(Ti、Zr)O2、ZrC、複合炭化物 (Co、Fe、W)、および γ-(Co、Fe) 固溶体で構成されます (図 6)。

マトリックスの希​​釈により、C元素との親和性が強いFe元素がクラッド層に溶解し、Fe6W6Cや(γ-Fe)などの新しい相が形成される。高温で生成される(γ-Fe)と(γ-Co)はともに面心立方構造であり[28]、FeとCo元素の原子半径は比較的小さいため、準安定γ-(Co, Fe)固溶体を形成しやすい。鋳造ブロックWC粒子の密度はダイヤモンドよりも大きく、溶融池の底に沈む傾向がある。そのため、接合界面から遠いクラッド層内の新しい炭化物相の回折強度は低い。ZrC、W2C、Co6W6Cの存在は、WC粒子とダイヤモンドがさまざまな程度に反応したことを示している[29]。 ZrH2粉末は高温で反応して、（Ti、Zr）O2、CoZr2、ZrCなどの比較的安定した化学的性質を持つ新しい相を生成します。溶解していないWC、TiC、ダイヤモンド粒子はクラッド層を強化することができます。γ-（Co、Fe）固溶体の面心立方構造は滑り面が多く、結晶面滑りを妨げる能力が強く[30]、クラッド層の固溶強化に役割を果たします。金属間化合物Co3Tiと多くの新しい炭化物相がクラッド層に均一に分布しており、クラッド層を分散させて強化することができます。

2.3微細構造

クラッド層の底部の粒子形態が異なり、成層化現象が明らかである。接合界面は平面結晶であり、上部は粗い樹枝状結晶と細胞状樹枝状結晶である。粒子間には大きな網状共晶構造が析出している（図7a）。急速溶融特性により、接合界面の化学組成が不均一になり、元素の偏析が発生し、核のない平衡遷移領域が形成され、平面結晶の成長につながります。高エネルギーレーザービームが基板に照射され始めると、ある範囲内で、接合界面から離れた場所では液相温度が高く、過冷却が低くなります。正の温度勾配は非常に大きく、結晶化速度は最小です。ここでの結晶化潜熱はマトリックス壁を通して放散され、平面結晶が生成されやすくなります。クラッディングプロセスが進むにつれて、底部が接合界面から遠ざかり、熱が蓄積して液相成分の過冷却が大きくなります。負の温度勾配も徐々に減少し、特定の方向を持ち、凝固速度が増加します。ただし、マトリックスの希​​釈により、Fe元素の含有量が比較的高く、微細な核が得られません。温度勾配の下降方向に沿って、粗い樹枝状結晶が急速に形成されます。クラッディングプロセス中、クラッド層中央の液相の負の温度勾配（図7b）は減少し続け、過冷却度がさらに増加し​​ました。同時に、希釈率の影響が少なく、白い粒子相があり、核形成速度が急激に増加し、多数の非配向セル状樹枝状結晶が形成されました。クラッド層の上部（図7c）では、結晶化潜熱が表面から放散され、温度勾配が最小になり、凝固速度が急激に増加し、高融点の白色粒子相（すなわち、W、Zr、Tiなどの元素の炭化物）が粒と粒界に分散し、粒成長の核として機能し、その周りの核生成過冷却を減らし、不均一核生成速度を増加させ[31]、多数の非配向成長と微細粒等軸樹枝状結晶と微小な溶質原子の凝集によって形成されたネットワーク共晶を得た。上部構造は均一で緻密であり、クラッド層の総合的な性能が保証された。

EDSを使用して図7cの異なる微細構造を検出したところ、白色粒子相1（図8a）では、W元素の質量分率が39.8％と高く、Co元素とFe元素の含有量は低いことがわかりました。他の位置と比較して、C、Zr、Ti元素の含有量が比較的多いです。XRDと組み合わせると、W、Zr、Tiなどの元素の炭化物であると推測されます。等軸樹枝状結晶2（図8b）では、Co元素とFe元素の含有量が大幅に増加し、C元素とW元素の含有量は小さな割合を占め、Zr元素とTi元素の含有量は極めて低いです。等軸樹枝状結晶は、W元素とC元素のγ-（Co、Fe）固溶体であると推測されます。 WC粒子が溶融して原子半径の大きいW元素を生成し、Co-Fe固溶体に溶解して格子歪みを引き起こし、結晶面滑りを効果的に防止し、クラッド層の塑性変形に対する抵抗力を高めることができます[28]。 共晶3（図8c）では、W、Co、Feの含有量が比較的高く、ZrとTiの含有量は等軸デンドライト2と基本的に同じで、Cの含有量がわずかに増加しています。 相分析と組み合わせると、組織には固体炭化物のγ-（Co、Fe）の侵入型固溶体と、M6W6Cなどの複合炭化物が含まれます。 共晶組織は緻密で、粒界結合が強く、クラッド層を強化できます。

2.4 微小硬度分布

クラッド層の断面における各領域の微小硬度分布を、クラッド層の上部から測定します（図9）。WCなどの硬質相粒子を避けると、クラッド層の微小硬度分布は均一になり、平均値は1002HV0.2で、上部と下部の硬度値はわずかに高くなります。レーザーの作用による急激な温度勾配により、溶融池内に合金元素の複数の相が急速に生成され、非自発核の数が増加し、核形成速度が向上します[31]。また、クラッド層の下部から上部に向かって徐々に粒子が微細化され（図7）、微細粒子強化の効果があります[32]。 ZrH2粉末を添加すると、溶融池の流動性が向上し、溶融していないWCおよびTiC粒子とW2C、Co3Ti、ZrC、Co6W6Cなどの新しい炭化物相が均一に分散され、クラッド層を分散して強化できます。共晶ネットワークの存在により、粒界の全長が増加し、転位滑り運動によるクラッド層の変形を効果的に防止し、クラッド層の微小硬度を向上させることができます。クラッド層と基板の間の遷移領域は強い希釈効果があり、析出した炭化物硬質相の含有量が減少し、その構造は主に粗い樹枝状結晶と平面結晶です。この位置の平均微小硬度値は795HV0.2に低下します。連続レーザー作用により焼入れ相変態が起こる熱影響部では、微細組織はマルテンサイト[33]であり、平均微小硬度は628HV0.2であり、これは基板の平均微小硬度（329HV0.2）よりも高い。

2.5 摩擦と摩耗特性

基板の平均摩擦係数は 0.426 です (図 XNUMX)。 これはクラッド層の平均摩擦係数（10）の2.2倍です。 慣らし摩耗期間中、クラッド層の摩擦曲線は全体的に下向きの状態になります。 研磨ボールとクラッド層は当初は点接触であり、クラッド層には密着して硬度が高く除去されていない微小突起があり、摩擦曲線に変動が生じます。 研磨ボールの作用により、クラッド層の平坦度が徐々に向上し、研磨ボールとクラッド層との間の摩擦抵抗が減少するため、その摩擦係数は低下し続け、基板の摩擦曲線は一般的に最初は減少し、その後増加します。 試験前に基板の表面を滑らかになるまで研磨します。 研磨ボールと基板は接触面積が小さい点接触となり、摩擦係数が減少します。 摩擦試験が進むにつれて、研削ボールが基板に沈み込み、点接触滑り摩擦が面接触滑り摩擦に変わります。 摩擦面積が徐々に増加し、摩擦抵抗が増加し、それに応じて摩擦係数が増加します。 安定摩耗期に入ると、基材とクラッド層との間の摩擦曲線は基本的に安定しており、クラッド層の微小硬度は均一に分布し、摩耗痕の底部に等硬度領域が存在するが、基材とクラッド層との間の摩擦曲線には局所的な変動が存在する。 42CrMo鋼は摩擦摩耗過程で塑性変形を起こし、自身の残留応力を解放し、基材と研削ボールの接触状態に影響を与え、摩擦係数曲線に局所的な変動を引き起こします。クラッド層の表面は塑性変形に強い抵抗力を持ち、微細構造は不均一に分布しています。 摩擦摩耗プロセス中に、WC 粒子とダイヤモンドが破壊され、剥離し、クラッド層と研削ボール間の接触状態が変化し、摩擦係数曲線に局所的な変動が生じます。 基材の摩耗量は3.3mg（図10b）で、クラッド層の摩耗量（1.6mg）のXNUMX倍であり、クラッド層の耐摩耗性が大幅に向上しています。 基板の摩耗痕の端と端部には明らかな材料の蓄積があり (図 11a)、クラッド層の摩耗痕の端には蓄積がなく (図 11b)、端部には少量の材料の蓄積があります。 基材の摩耗痕深さは137.72µmで、クラッド層の摩耗痕深さ（67.11µm）のXNUMX倍であるため、クラッド層の摩耗率は低いです。 摩耗痕の幅と深さの比はm=L/Hであり、クラッド層の幅と深さの比は18.48であり、これは基板摩耗痕の幅と深さの比（11.62）よりも大幅に大きいため、クラッド層の硬度が高く、塑性変形に対する抵抗力が強いことがわかります。 基板の摩耗痕の底部は比較的滑らかですが、クラッド層の摩耗痕の底部には明らかな突起があり、そこに非常に硬い組織と粒子相があることを示しています。 摩耗痕の比較分析により、クラッド層は優れた耐摩耗性を備えていることが示されました。

マトリックスの摩耗痕には硬質相がなく、底部には広い範囲の局所的な材料剥離と転移の蓄積が発生する（図12b）ため、凝着摩耗が42CrMo鋼マトリックスの主な摩耗メカニズムです。摩擦プロセス中の比較的集中した周期的応力により、大きな周期的ひずみが発生し、マトリックス材料は疲労により徐々に微細な亀裂を生じ、拡大し続け、最終的に薄片や層の形で剥離します（図12a）。高周波点接触摩擦摩耗試験法では、マトリックスの摩耗痕に小さな傷が発生します。剥離した材料は連続往復摩擦荷重の作用下で移動するため、マトリックス摩耗痕の端でより深刻な材料結合が発生します（図12c）。これが凝着摩耗メカニズムの最も典型的な特徴です。

クラッド層の摩耗痕にはダイヤモンド、WC粒子、剥離した微細硬質粒子があり、底部で一部が剥がれていますが、残りの摩耗は小さく、多数の微細溝を伴い、明らかな材料の蓄積はありません（図13b）。 クラッド層の摩耗痕のダイヤモンドは比較的完全で、脱落することなく結合部にしっかりと結合しています。摩耗プロセス中、ダイヤモンドの周りの硬度の低い金属相が剥離した後、ダイヤモンド粒子が突出して摩擦荷重の一部を負担するため、そのエッジとコーナーは徐々に鈍くなります。周期的な荷重により、高硬度の研削ボールがダイヤモンドに継続的に衝突し、ダイヤモンドの微小な疲労脆性剥離が発生します（図13a）。 クラッド層の微小硬度が高いため、摩擦摩耗プロセス中に脱落した微細硬質粒子はクラッド層に埋め込まれることができず、摩耗痕で往復削り取りが行われます。三体摩耗により、クラッド層の摩耗痕に広い面積のマイクロ耕起が発生します。 ZrH2は溶融池の流動性を改善し、その後、クラッド層に分散したW2C、Co6W6C、CO3Ti、ZrCなどの炭化物強化相を作り、マイクロ切削を妨げます。そのため、耕起深さは浅く、連続性は悪いです（図13c）。 クラッド材中のWC粒子の含有量は比較的高く、これはクラッド層全体が摩擦荷重を支えるための重要な物質です。 ブロック状のWCの周りの結合相が剥離し、クラッド層の表面に露出して摩擦に抵抗します。 摩耗が激しくなると、WC粒子は疲労応力によりマイクロクラックを生成して拡大し続け、押しつぶされてわずかに脆くなり、剥離します（図13d）。 WC粒子と結合部の界面におけるEDSラインスキャンでは、異なる元素が勾配を描いて変化し、WC粒子がクラッド層に脱落することなくしっかりと結合していることがわかります。ラインスキャンの開始点から12µmのところで、クラッド層内のW元素が急激に増加しています（図13e）。WC粒子はレーザーの作用で部分的に溶融し、W2C、Co6W6C、TiCxなどの新しい相の形成を促し、クラッド層の耐摩耗性を向上させます。クラッド層の摩擦摩耗試験結果によると、主な摩耗メカニズムは研磨摩耗であり、また、基材よりも耐摩耗性に優れた凝着摩耗も見られます。

3結論

1) Ti/TiC 粉末で前処理したダイヤモンドは、レーザービームの高温下でのアブレーションとグラファイト化を改善できます。適量の ZrH2 粉末は、クラッド層の幅と厚さの比率を拡大し、溶融池の流動性を高めます。また、ZrC や (Ti、Zr)O2 などの新しい相の形成により、ダイヤモンドの濡れ性が向上し、ダイヤモンドと結合相の間に化学冶金結合が形成されます。摩擦と摩耗の間、ダイヤモンドは摩擦負荷により徐々に不動態化され、脱落せず、ダイヤモンドの保持力は比較的高くなります。

2) ダイヤモンド/WC粒子強化コバルト基複合クラッド層のマルチパスオーバーラップ遷移は均一で、内部にマクロクラックがなく、基板との冶金結合が発生します。レーザークラッディングの熱特性により、クラッド層にW2C、CoZr2、Co6W6C、Fe6W6C、CO3Tiが分散され、全体的な性能が向上します。クラッド層の粒子間には均一で高密度の大きな共晶が析出しており、その構造は主にγ-(Co、Fe)格子間固溶体炭化物、M6W6Cおよびその他の相で構成されています。クラッド層の底部は反応して、転位滑り能力に優れた平面結晶構造を生成し、ジョイントの靭性を向上させます。上部には多数の微細な等軸結晶があり、クラッド層の微小硬度を向上させます。

3) クラッド層の平均マイクロ硬度は1HV002で、基材のマイクロ硬度の0.2倍です。基材と比較して平均摩擦係数は3減少し、クラッド層の平均摩耗は基材の平均摩耗の0.234/1であり、クラッド層は主に研磨摩耗メカニズムであり、耐摩耗性が大幅に向上しています。